強流脈沖電子束熔覆Al-Pb合金涂層的顯微組織與摩擦磨損性能

諸華軍，田娜娜,，張從林*，關(guān)慶豐

(1 鹽城工學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鹽城 221051；2 江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013)

Al-Pb合金由于質(zhì)輕、比強度較高和卓越的耐磨性等特點，已逐漸成為鋁錫軸承合金的替代合金之一，同時也是汽車、拖拉機和內(nèi)燃機軸瓦的理想材料[1-2]。然而，在常溫常壓下，Al-Pb合金熔體的液態(tài)混合焓為正(ΔH>0)，且Al與Pb組元密度差較大，在常規(guī)熔鑄過程中會造成尺寸較大的富鉛軟相顆粒沉積，進而產(chǎn)生組織偏析，這會降低材料的強度和穩(wěn)定性，使得該類合金的應(yīng)用受到限制[3-7]。對鋁基體進行表面處理促進Al與Pb之間的合金化，這被證明是兼顧合金強度和耐磨性的有效手段[8]。以往的研究表明[9]，采用機械合金化(mechanical alloying,MA)在鋁基體表面制備Pb涂層，在保證基體強度的同時還可有效提升耐磨性能，但該涂層與Al基體只是簡單黏附，并沒有實現(xiàn)冶金結(jié)合，涂層易與基體發(fā)生剝離。因此，亟須尋求一種新的改性技術(shù)對球磨預(yù)制的Pb涂層進行冶金結(jié)合處理，使其表面粗糙度降低并增加基體與涂層的結(jié)合力，從而延長合金層的服役壽命。

強流脈沖電子束(high current pulsed electron beam,HCPEB)作為一種快速、高效和清潔的材料表面改性工藝，目前已被證明是改善材料表面性能的有效手段[10-12]。在電子束輻照材料表面的瞬間，較高的能量(108～109W/cm2)在極短時間內(nèi)(≈1.5 μs)作用到材料表層，同時使得涂層與基體熔化并熔合，隨后快速冷卻形成合金層；還可以在改性層中形成許多非平衡微結(jié)構(gòu)，表面晶粒顯著細(xì)化等[13-16]；尤其是制備的涂層與基體材料是冶金結(jié)合，二者之間不存在明顯的界面，這顯著改善了材料的表面綜合性能。許多研究人員對HCPEB輻照誘導(dǎo)不同涂層-基體之間的合金化效果進行了大量探索，均取得了可觀的效果。例如Zhang等[17]研究發(fā)現(xiàn)，采用HCPEB對Ni基體表面Cr合金化處理后，材料的表面硬度與耐磨性能得到明顯提升。Allain等[18]在研究鈦-鋁體系的合金化時發(fā)現(xiàn)，HCPEB輻照后材料表面獲得了相當(dāng)好的表面化學(xué)均勻性。Zhang等[19]采用HCPEB輻照W/Al體系，其耐腐蝕性得到顯著改善，形成的鈍化膜更加穩(wěn)定。有鑒于此，本工作采用MA+HCPEB技術(shù)對純鋁表面進行Pb合金化處理，探究強流脈沖電子束輻照對Al-Pb合金層的形成、表面顯微硬度以及摩擦磨損性能等的影響。

1 實驗材料與方法

本研究選取工業(yè)純鋁板材作為基體材料，其化學(xué)成分如下(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)：Fe 0.35,Cu 0.05,Mg 0.03,Si 0.25,Zn 0.05,Ti 0.03,其余為Al。首先將其加工成尺寸為5 mm×10 mm×10 mm的小塊；然后用碳化硅水磨砂紙對樣品表面進行打磨，再采用拋光劑對樣品進行拋光至鏡面無劃痕；最后分別在丙酮及酒精中進行超聲清洗后備用。選擇尺寸約200目，純度99.5%的Pb粉末為球磨預(yù)制的涂層材料，其具體的化學(xué)組成(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)如下：Sn 0.04,Al 0.1,Fe 0.06,Cu 0.1,Ni 0.05,O 0.25,其余為Pb。將清洗干燥后的純鋁樣品與Pb粉混合球磨1 h，該過程在氬氣保護下進行，轉(zhuǎn)速250 r/min，最后成功在Al基體表面制備一層Pb涂層，該涂層樣品將作為原始樣品進行后續(xù)實驗。再利用HCPEB設(shè)備對上述涂層進行表面輻照合金化處理，電子束的工藝參數(shù)如表1所示。實驗樣品共三種：純鋁樣品、原始樣品以及輻照合金化樣品。

表1 HCPEB輻照的工藝參數(shù)Table 1 Process parameters of HCPEB irradiation

采用X射線衍射儀(XRD, Rigaku D/Max-2500/pc型)對HCPEB輻照合金化前后Al-Pb涂層以及純鋁表層相組成進行表征；采用三維激光掃描顯微鏡(3D LSM, VK-X100/X200型)測量不同處理參數(shù)樣品表面粗糙度變化；采用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM, JEOL JSM-7001F型)對Al-Pb涂層表面進行形貌表征；利用透射電子顯微鏡(TEM, JEOL-2100型)表征合金化表層微觀結(jié)構(gòu)。透射樣品的制備程序為：對距輻照表面0.3 mm處進行線切割成薄片；然后將輻照面的對立面磨至15～20 μm，再使用凹坑儀將薄片凹至10 μm左右；之后進行離子減薄。

采用顯微硬度計(HV-1000型)測量顯微硬度變化，載荷0.147 N，加載時間8 s，每個實驗參數(shù)選7個點進行測試，取平均值作為最終的表面硬度。采用SFT-2M型表面綜合試驗儀測試樣品的摩擦磨損性能，載荷2.5 N，轉(zhuǎn)速5 r/s，時間600 s，回轉(zhuǎn)半徑為1.5 mm，實驗條件為室溫。利用電子天平(FA2104N，精確度 0.01 mg)對摩擦對磨實驗前后樣品的質(zhì)量差進行測量。磨損率(W)計算公式如下：

(1)

式中：ΔW為實驗前后涂層樣品的質(zhì)量差，g；ρ為樣品的密度，g/mm3；L為滑動距離，m；F為載荷，N。

2 結(jié)果與討論

2.1 表面形貌與結(jié)構(gòu)

圖1為Al-Pb原始涂層與HCPEB輻照后合金層的表面粗糙度，可以看出，原始涂層樣品的表面粗糙度值較高。經(jīng)HCPEB合金化處理后，由于電子束的重熔效果，樣品的表面粗糙度值得到顯著降低，并在30次輻照后達(dá)到最低值1.438 μm。輻照次數(shù)達(dá)到40次后，與30次輻照樣品粗糙度值相當(dāng)。

圖1 表面合金化處理前后樣品的表面粗糙度Fig.1 Surface roughness of samples before and after surface alloying treatment

圖2為HCPEB輻照前后Al-Pb涂層的表面SEM形貌。圖2(a)顯示原始樣品的表面較為粗糙。圖2(b)顯示經(jīng)過10次輻照后，表面發(fā)生熔化，并出現(xiàn)了尺寸大小不一的噴發(fā)狀熔坑。如圖2(c),(d)所示，隨輻照次數(shù)的增多，該噴發(fā)狀熔坑逐漸減少。以往的研究結(jié)果表明[20-23]，熔坑是在HCPEB對材料表面改性后較為普遍的現(xiàn)象。電子束作用在Al-Pb涂層表面，超高的能量率先使得亞表層某些局部區(qū)域在1.5 μs時間內(nèi)迅速熔化，變成液態(tài)液滴，隨后此部分液滴逐漸膨脹進而爆裂，并以超快的凝固速度(107～108K/s)凝固形成熔坑。圖2(f)為Al-Pb涂層表面熔坑尺寸與密度隨輻照次數(shù)的變化曲線，該圖顯示單位面積內(nèi)熔坑數(shù)量與尺寸隨輻照次數(shù)的增加呈先減小后增加的趨勢，說明當(dāng)輻照次數(shù)小于30次時，由于熔坑的不斷噴發(fā)重熔，使得形核點逐漸變少[24-25]，這也是圖1中材料表面粗糙度下降的主要原因。但當(dāng)輻照達(dá)到40次后(圖2(e))，持續(xù)高溫使得Al-Pb表層熔池深度變大，再次增加了亞表層熔坑噴發(fā)的可能性，熔坑又開始增加。

由于輻照30次后的樣品表面粗糙度最低，熔坑數(shù)量與熔坑尺寸最小，因此將其與原始樣品截面形貌進行對比分析。圖3為原始樣品和輻照30次樣品的局部截面背散射圖像(BSE)。從圖3(a)可以看出，原始涂層與基體界面明顯，其較亮的襯度說明預(yù)制涂層主要成分為Pb[26]。由圖3(b)可知，30次脈沖輻照后形成了比Al基體顏色亮一些的富Pb合金化層，該層厚度約為10.2 μm，沒有裂紋、氣孔等缺陷；并對黃框所示界面處進行高倍BSE掃描表征(圖3(c))，可以看出界面處不存在明顯分層現(xiàn)象，即涂層與基體呈現(xiàn)良好的冶金結(jié)合；隨后對界面紅框區(qū)域進行點掃(圖3(d))，結(jié)果顯示界面處元素組成為2.7%(原子分?jǐn)?shù)，下同)Pb與97.3%Al。根據(jù)之前的研究成果[27-28]，采用HCPEB對鋁表面處理后重熔層在幾微米以內(nèi)，而本實驗的Al-Pb合金化層為10.2 μm，據(jù)此可以推測該層并不只發(fā)生了重熔，還發(fā)生了Pb元素向Al基體的擴散，這將在下文TEM的觀察結(jié)果分析中進一步佐證。對涂層與基體界面研究表明，電子束輻照會在金屬表面誘發(fā)納米晶、晶體缺陷等[19,21]，這些亞結(jié)構(gòu)會為合金元素提供快速擴散通道，促進Pb原子向Al基體內(nèi)部的擴散，所以重熔層與擴散層共同構(gòu)成約10.2 μm厚的Al-Pb合金化層。

圖2 合金化前后Al-Pb涂層表面SEM圖(a)原始涂層；(b)10次；(c)20次；(d)30次；(e)40次；(f)熔坑密度、尺寸與輻照次數(shù)關(guān)系Fig.2 SEM images of Al-Pb layer before and after alloying treatment(a)initial coating；(b)10 pulses；(c)20 pulses；(d)30 pulses；(e)40 pulses；(f)relationship between density,size of craters and irradiation pulse

圖3 截面背散射(BSE)圖及能譜(EDS)圖(a)原始涂層；(b)輻照30次；(c)界面放大圖；(d)界面處對應(yīng)EDS能譜圖Fig.3 Cross-sectional BSE images and EDS spectrum(a)initial coating；(b)30 pulses；(c)enlarged SEM image of interface；(d)EDS spectrum at the interface

圖4為純鋁及涂層樣品的表面XRD圖譜。由圖4(a)可知，與純Al樣品相比，HCPEB輻照后樣品Al衍射峰的強度依然保持很高，但表面多出了(111)Pb,(200)Pb,(220)Pb和(311)Pb四個強度較弱的衍射峰。此外，由插圖可知， (111)Al晶面衍射峰寬度隨HCPEB輻照次數(shù)的增多逐步變大，30次最寬，這表明基體表面的Al晶粒在輻照合金化處理后得到顯著細(xì)化[20,29]，其原因可歸結(jié)于高能量(108～109W/cm2)的電子束作用于涂層表面，使得表層發(fā)生超快速自淬火，同時次表層在極短時間內(nèi)產(chǎn)生動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶，從而細(xì)化了晶粒；圖4(b)顯示，30次輻照后(200)Al衍射峰向低角度偏移，由Bragg方程2dsinθ=nλ可知，這是由于Al的晶面間距d增大，表明晶胞發(fā)生了膨脹。根據(jù)Xia等的研究[30]，電子束輻照Al-Pb涂層后Al晶格常數(shù)變大主要由于Al晶格中固溶了Pb原子，Pb原子半徑較大，使得Al的晶胞發(fā)生膨脹，形成極為少量的Al(Pb)過飽和固溶體。當(dāng)輻照次數(shù)達(dá)到40次時，(200)Al衍射峰向高角度偏移。這是由于在HCPEB輻照期間，在超快的加熱與凝固速度下溶質(zhì)原子Pb在Al基體中的溶解和脫溶是同時發(fā)生的，而輻照40次后少量Pb的脫溶使得衍射峰向高角度偏移。

圖4 純鋁及Al-Pb樣品的XRD譜圖(a)X射線衍射譜圖；(b)(200)Al晶面衍射峰放大圖Fig.4 XRD patterns of pure Al and Al-Pb samples(a)XRD patterns；(b)enlarged patterns of the (200)Al diffraction peak

2.2 表面合金層的微觀結(jié)構(gòu)

圖5為經(jīng)不同次數(shù)HCPEB輻照處理后樣品表面高倍背散射圖像(BSE)及EDS分析結(jié)果。通過圖5(a)可以觀察到，10次脈沖輻照后鋁基體表面熔化，此外還形成了大量均勻彌散分布的富Pb顆粒(約90 nm)，EDS表明表層元素為81.11%Al和18.89%Pb；同時，還存在大量團聚狀白色純Pb(約0.4 μm)，說明10次輻照并未完全使得Al基體與Pb層充分熔合。輻照次數(shù)增加到20次，表面的富Pb顆粒尺寸均勻細(xì)小，如圖5(b)所示，但此時表面的Pb元素含量卻有所降低(12.27%)。圖5(c)顯示當(dāng)輻照次數(shù)達(dá)到30次后，表面Pb元素含量進一步降低至10.52%，并形成顆粒大小均勻且分布十分密集的富Pb顆粒，統(tǒng)計結(jié)果顯示其平均尺寸僅為30.56 nm。輻照次數(shù)達(dá)到40次后，表面Pb元素含量繼續(xù)降低至8.35%。

HCPEB輻照的早期階段表面Pb元素含量逐漸降低，原因在于Pb的熔點很低(327 ℃)，在輻照過程中先熔化，部分Pb會在熔坑噴發(fā)時發(fā)生濺射而離開表面；同時Al基體的熔化也對Pb進行稀釋，進而導(dǎo)致表面的Pb含量隨輻照次數(shù)的增加而逐漸降低。

圖5 Al-Pb涂層經(jīng)電子束輻照后表面BSE圖及EDS分析結(jié)果(a)10次；(b)20次；(c)30次；(d)40次Fig.5 BSE images and EDS analysis results of Al-Pb alloying layer after HCPEB irradiation(a)10 pulses；(b)20 pulses；(c)30 pulses；(d)40 pulses

圖6為30次HCPEB輻照后Al-Pb涂層的TEM圖。圖6(a)顯示，合金層由基體和彌散分布的黑色顆粒(20～60 nm)組成，選區(qū)電子衍射(SAED)插圖顯示這些黑色的圓形顆粒是富Pb納米顆粒，基體為Al，這表示輻照合金化處理后Pb元素以這些圓形納米顆粒的存在形式鑲嵌于Al基體中。圖6(b)為從Al-Pb合金層中獲得的典型SAED圖，標(biāo)定顯示(111)Al晶面平行于(111)Pb晶面，說明Pb元素有擴散進入Al基體形成固溶體的跡象，具體將在高分辨結(jié)果中進一步佐證。在Pb顆粒較少的區(qū)域放大觀察Al基體，如圖6(c)所示，可以發(fā)現(xiàn)Al基體表層中晶粒十分細(xì)小，晶粒尺寸通常都在200 nm以下，這是HCPEB輻照后的快速凝固所致。此外在輻照后的重熔層下方還觀察到不同類型的結(jié)構(gòu)缺陷。圖6(d)顯示合金層有些區(qū)域位錯密度很高并發(fā)生相互纏結(jié)，甚至還形成了位錯墻、位錯胞等?；谝酝难芯拷Y(jié)果，HCPEB處理后金屬Al可在表面熔化層下方誘發(fā)強烈的熱應(yīng)力，形成種類豐富的高密度晶體缺陷，相對來說這些晶體缺陷處的擴散激活能較低，這會為元素提供快速擴散通道，進而促進Al與Pb合金化進程；同時，高密度位錯纏結(jié)、晶界以及納米顆粒會阻礙位錯的運動，從而提升材料抵抗塑性變形的能力[20]。

圖6 30次輻照后Pb顆粒合金層TEM圖(a)球形顆粒；(b)SAED；(c)超細(xì)晶；(d)位錯Fig.6 TEM images of Pb alloying layer after the 30-pulsed irradiation(a)spherical particles；(b)SAED；(c)fine grains；(d)dislocations

圖7 30次輻照后合金化層的TEM圖(a)高分辨圖像；(b)IFFT圖像Fig.7 TEM micrographs corresponding to the alloying layer after 30-pulsed irradiation(a)high resolution TEM image；(b)inverse Fourier filtered image

圖7為30次輻照樣品中Pb顆粒與Al基體界面處高分辨TEM(HR-TEM)像。圖7(a)為局部區(qū)域中觀察到的Pb顆粒與Al基體之間的原子界面，顯示出Al-Pb界面呈現(xiàn)出良好的結(jié)合狀態(tài)。對圖7(a)中方框區(qū)域進行反傅里葉變換圖(IFFT)，結(jié)果如圖7(b)所示?？梢钥吹浇缑嫣巸蓚?cè)的原子面同時處于Al和Pb兩相晶格結(jié)點上，為二者共有的共格界面，說明此處Al和Pb形成了固定的取向關(guān)系，這和圖6(b)的結(jié)果吻合；同時，尺寸較大的Pb顆粒四周還分布著如黑色箭頭所指的更加細(xì)小的Pb顆粒(1～3 nm)。電子束輻照Al-Pb涂層后，在超快的加熱和凝固速度下，Pb向Al中固溶的同時也會出現(xiàn)脫溶現(xiàn)象。因此這些細(xì)小Pb顆?？赡苁窃谀踢^程中過飽和Al(Pb)固溶體的析出導(dǎo)致。

2.3 硬度及摩擦磨損性能

圖8為純鋁、原始樣品及不同輻照次數(shù)合金化后Al-Pb涂層表面的顯微硬度。純鋁的硬度值為27HV，原始Al-Pb涂層的硬度值接近40HV，這是由于在球磨過程中，Al塊體、Pb粉與球磨罐發(fā)生不斷機械碰撞，近而導(dǎo)致加工硬化，硬度得以提升。在20次脈沖輻照次數(shù)以內(nèi)時，Al-Pb合金層的顯微硬度隨著脈沖輻照次數(shù)的增多而得到明顯提升，但脈沖輻照次數(shù)超過20次后硬度提高不明顯，基本保持穩(wěn)定，30次輻照后樣品表面達(dá)到53.9HV，約為純鋁樣的2倍。根據(jù)Hall-Petch公式

σfg=σ0+kd-1/2

(2)

式中：σfg為屈服強度；σ0為移動單個位錯時產(chǎn)生的晶格摩擦阻力，為30 MPa；k為常數(shù)，為0.06 MPa·m-1/2；d為平均晶粒尺寸。由此可知晶粒尺寸越小，材料的屈服強度越高，因此電子束輻照合金化后獲得的超細(xì)晶對硬度提高起到了重要作用。同時，彌散分布的細(xì)小富Pb顆粒能夠起到釘扎位錯的作用，從而提高材料的硬度。此外，高密度位錯纏結(jié)也會阻礙位錯運動，從而促進硬度提升。因此，基于以往的研究工作[31]以及表層微觀結(jié)構(gòu)分析結(jié)果可知，HCPEB輻照后表面合金層顯微硬度提升主要是由于晶粒細(xì)化、彌散強化以及位錯強化。

圖8 HCPEB合金化前后樣品表面硬度Fig.8 Surface hardness of samples before and after HCPEB

圖9為純鋁以及Al-Pb涂層的摩擦因數(shù)(COF)曲線和磨損率圖。純鋁與原始樣品的平均摩擦因數(shù)較大，分別為0.952,0.256，與純鋁基體以及原始涂層樣品相比較而言，Al-Pb合金層的摩擦因數(shù)在不同次數(shù)的HCPEB脈沖輻照后都得到大幅度降低而且十分穩(wěn)定，在測試的時間范圍內(nèi)波動極?。涣硪惶攸c是摩擦測試開始后，其跑合時間極為短暫。輻照10次及20次的摩擦因數(shù)分別為0.194,0.171，可知在實驗范圍內(nèi)，當(dāng)輻照次數(shù)小于30次時，摩擦因數(shù)平均值隨輻照次數(shù)增多而減小，尤其是摩擦因數(shù)值在HCPEB脈沖輻照30次后降到了最小，在穩(wěn)定階段其平均摩擦因數(shù)值僅為0.13，但當(dāng)輻照次數(shù)達(dá)到40次后，摩擦因數(shù)開始微弱增加至0.178。圖9(b)為純鋁以及Al-Pb涂層磨損率曲線，純鋁及原始涂層的磨損率較大分別為10.62×10-3,8.102×10-3mm3·N-1·m-1，相比而言電子束輻照顯著提升了涂層的耐磨損能力，10次及20次輻照后合金層的磨損率分別為6.38×10-3,4.832×10-3mm3·N-1·m-1，30次后降低至1.34×10-3mm3·N-1·m-1，由此可見增加輻照次數(shù)能夠顯著降低磨損率。但當(dāng)輻照次數(shù)達(dá)到40次后，磨損率開始增加至3.991×10-3mm3·N-1·m-1，這是由于合金層表面的熔坑增多且表面狀態(tài)變差，在摩擦行為發(fā)生后，易造成涂層加速消耗，不利于獲得性能穩(wěn)定的耐磨合金層。

圖9 純鋁及Al-Pb涂層表面的摩擦行為 (a)摩擦因數(shù)；(b)磨損率Fig.9 Tribological behavior of pure Al and Al-Pb layer (a)coefficient of friction；(b)wear rate

圖10為純鋁及Al-Pb涂層經(jīng)摩擦磨損實驗后的表面形貌。由圖10(a)可知，純鋁經(jīng)過磨損實驗后表面存在大量磨屑，犁溝較深且寬度較大，同時犁溝兩側(cè)發(fā)生了較為嚴(yán)重的塑性變形。圖10(b)為球磨涂敷后原始涂層的磨損表面，可以看出犁溝寬度較純鋁有所減小，但磨屑仍然較多，這是由于在摩擦實驗初期，Al基體表面的Pb涂層作為一層潤滑膜對基體起到了一定的保護作用，但由于Pb涂層與基體結(jié)合不緊密，后期涂層剝落，因此保護效果不夠明顯。如圖10(c)～(e)所示，電子束輻照10次后，磨損表面的磨屑減少，犁溝較淺；20次輻照后，磨屑進一步減少；30次輻照后涂層的磨損表面變得相對光滑，且磨痕寬度最小，涂層的剝落程度明顯降低；而40次輻照后，磨痕寬度與犁溝深度再次增加，磨損碎屑也開始增多。

對純鋁、原始涂層及輻照不同次數(shù)后樣品的磨痕位置進行EDS能譜掃描，結(jié)果如表2所示，可以看出純鋁(A區(qū))及原始涂層(B區(qū))磨痕處氧含量均較高，結(jié)合圖10(a),(b)中大量的氧化鋁磨屑可知，其磨損機制主要為磨粒磨損加氧化磨損；輻照10次(C區(qū))、20次(D區(qū))及30次后，磨損表面的含氧量逐步降低，說明輻照后氧化磨損程度有所降低，其磨損機制為黏著磨損伴隨一定程度的氧化磨損，且輻照30次涂層(E區(qū))的磨損程度和氧含量最低；但40次輻照涂層(F區(qū))氧含量再次上升，說明氧化磨損加劇，這與40次輻照后熔坑數(shù)量增多有關(guān)，熔坑高低不平的位置在磨損過程中會成為高的應(yīng)力集中點，并通過赫茲接觸應(yīng)力誘發(fā)磨損位置發(fā)生微切削，然后加速涂層在磨損過程中的消耗及基體的氧化。

表2 純鋁及Al-Pb涂層磨損表面元素分析(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Elemental analysis on worn surfaces of pure Al and Al-Pb layer surface (atom fraction/%)

摩擦磨損實驗結(jié)果及磨痕表面SEM圖表明，HCPEB作用下Al-Pb合金化處理極大地改善了材料的摩擦磨損性能。通常認(rèn)為Pb具有較低的剪切模量，在摩擦過程中彌散的納米級富Pb顆粒會形成具有抑制磨損的潤滑膜，從而達(dá)到保護基體的效果。有研究[32]顯示這種潤滑膜既能使得摩擦因數(shù)降低，又能減小磨損率。再者，合金化后合金層表面硬度也有一定增加，這使得Al-Pb合金層抵抗磨損的能力與純鋁相比有所增強。此外，原始涂層表面粗糙不平存在大尺寸Pb團，Pb涂層與鋁基體簡單黏附，在磨損過程中極易剝落，從而加速涂層的消耗；經(jīng)過電子束輻照后Pb涂層與Al基體的冶金結(jié)合使得粗糙度顯著降低，且Pb元素呈納米顆粒狀彌散分布于合金層中，這均有利于摩擦過程的平穩(wěn)進行以及保護性潤滑膜的形成，進而使得耐磨性能增強。綜上所述，純鋁表面Pb合金化處理顯著改善了材料的摩擦磨損行為。

3 結(jié)論

(1)球磨預(yù)制涂層后，Pb以團聚狀的形式不均勻分布于Al基體表面，經(jīng)HCPEB輻照后，Al基體與Pb涂層發(fā)生重熔，冷卻后呈現(xiàn)良好的冶金結(jié)合，使得Pb元素以大量富Pb納米顆粒的形式彌散分布在基體中；此外，熔坑密度與表面粗糙度隨輻照次數(shù)同步變化，在30次輻照后獲得了粗糙度最低且表面狀態(tài)良好的合金層。

(2)在快速的加熱和凝固后，Al-Pb合金層的晶粒得到明顯的細(xì)化，同時還誘發(fā)形成了大量的超細(xì)晶、位錯胞、位錯等結(jié)構(gòu)，此外還形成了少量的Al(Pb)過飽和固溶體。

(3)HCPEB輻照后，Al-Pb合金層硬度在彌散富Pb顆粒、大量的位錯和納米晶的協(xié)同作用下得到一定的提升。

(4)HCPEB輻照合金化顯著改善了Al-Pb涂層的耐磨性能。彌散分布的富Pb顆粒以及表面硬度的增加都促進了涂層耐磨損能力提升，且輻照30次后合金層的耐磨性能最佳。